JPS61199048A - 超硬質合金及びその製法 - Google Patents
超硬質合金及びその製法Info
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- JPS61199048A JPS61199048A JP60040725A JP4072585A JPS61199048A JP S61199048 A JPS61199048 A JP S61199048A JP 60040725 A JP60040725 A JP 60040725A JP 4072585 A JP4072585 A JP 4072585A JP S61199048 A JPS61199048 A JP S61199048A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は特に高温耐摩耗性に優れた切削工具用超硬質合
金及びその製法に関する。
金及びその製法に関する。
（従来技術）
超硬質合金としてはＴｉＣ基焼結合金（サーメット）及
びＷＣ基焼結合金（超硬合金）がよく知られている。Ｔ
ｉＣはＷＣに対しそれ自体耐酸化性及び鉄との耐反応性
に優れているため、Ｔ１０基焼結合金はＷＣ基焼結合金
と比べ高温使用時、即ち高速切削時の耐摩耗性が本来的
に優れている。
びＷＣ基焼結合金（超硬合金）がよく知られている。Ｔ
ｉＣはＷＣに対しそれ自体耐酸化性及び鉄との耐反応性
に優れているため、Ｔ１０基焼結合金はＷＣ基焼結合金
と比べ高温使用時、即ち高速切削時の耐摩耗性が本来的
に優れている。
しかしながら、一般にＴｉＣ基焼結合金はこれに含有す
るＴｉ、Ｃと鉄属金属とのぬれ性向上の目的でＭｏ化合
物（ＭｏｔＣなど）を添加している。そのため焼結後の
組織は第２図に示す如（Ｔ１０粒子を中心組織Ａとして
その周囲にＭｏを含む固溶相である周辺組織Ｂが被覆し
た２重組織Ｃを呈しており、この２重組織Ｃ間は他の金
属及びその固溶相りで結合された構造となっている。こ
れは高温焼成段階で一旦金属相（Ｎｉ等）に溶解したＭ
ｏ化合物が冷却段階で高融点で溶解せずして存在する゛
ｒｉＣ粒子の周囲に集中的に析出するためと考えられる
。
るＴｉ、Ｃと鉄属金属とのぬれ性向上の目的でＭｏ化合
物（ＭｏｔＣなど）を添加している。そのため焼結後の
組織は第２図に示す如（Ｔ１０粒子を中心組織Ａとして
その周囲にＭｏを含む固溶相である周辺組織Ｂが被覆し
た２重組織Ｃを呈しており、この２重組織Ｃ間は他の金
属及びその固溶相りで結合された構造となっている。こ
れは高温焼成段階で一旦金属相（Ｎｉ等）に溶解したＭ
ｏ化合物が冷却段階で高融点で溶解せずして存在する゛
ｒｉＣ粒子の周囲に集中的に析出するためと考えられる
。
この様な２重組織を有する従来のＴｉＣ基焼結合金はＮ
Ｃ基焼結合金と比べ高温耐摩耗性が優れているとは云
え、未だ充分ではない。その理由は前記周辺ｍ職ＢばＴ
１金属成分に富んだ中心組織Ａと比べ硬度が低くかつ耐
高温酸化性も劣り、高速切削時における高温雰囲気及び
被切削金属（例えば鉄）との反応により焼結体表面が食
われ、前記２重組織Ｃが中心組織Ａ （’Ｉ’ｉＣ）を
内包したまま脱粒するものと考えられ、高温耐摩耗性に
優れたＴｉＣ本来の特性が充分発渾され得ない組織とな
っている。
Ｃ基焼結合金と比べ高温耐摩耗性が優れているとは云
え、未だ充分ではない。その理由は前記周辺ｍ職ＢばＴ
１金属成分に富んだ中心組織Ａと比べ硬度が低くかつ耐
高温酸化性も劣り、高速切削時における高温雰囲気及び
被切削金属（例えば鉄）との反応により焼結体表面が食
われ、前記２重組織Ｃが中心組織Ａ （’Ｉ’ｉＣ）を
内包したまま脱粒するものと考えられ、高温耐摩耗性に
優れたＴｉＣ本来の特性が充分発渾され得ない組織とな
っている。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明者は上記現状に鑑み鋭意研究の結果、前記Ｔ１金
属成分に広んだ凝ＴｉＣ相（他の金属が若干固溶したＴ
ｉＣ相）が少なくとも１ｖｌｏを含む硬質相と分離して
焼結体中に単独で一定量分散した組織を有する超硬質合
金は前記擬ＴｉＣ相が中心組織としてトＡ○を含む固溶
相に包含される２重組織Ｃを呈するものと比べ高温耐摩
耗性が暑しるしく向上していることを知見した。
属成分に広んだ凝ＴｉＣ相（他の金属が若干固溶したＴ
ｉＣ相）が少なくとも１ｖｌｏを含む硬質相と分離して
焼結体中に単独で一定量分散した組織を有する超硬質合
金は前記擬ＴｉＣ相が中心組織としてトＡ○を含む固溶
相に包含される２重組織Ｃを呈するものと比べ高温耐摩
耗性が暑しるしく向上していることを知見した。
したがって、本発明は高温耐摩耗性に優れた超硬質合金
及びその製法を提供することを目的とする。
及びその製法を提供することを目的とする。
本発明によればＮ’ｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｗ又はＭｏノ炭化
物、窒化物もしくは炭窒化物の１種以上を主体とする硬
質相と、Ｔ３−Ｃ成分に富んだｉｄ ＴｉＣ相と、これ
ら各相を結合する金属結合相とからなり、前記凝ＴｉＣ
相が焼結体の全体積に対して０．０１〜２０体積％存在
し、かつこの＃ Ｔｉ、Ｃ相が焼結体中に前記硬質相と
分離して単独で分散している超硬質合金が提供される。
物、窒化物もしくは炭窒化物の１種以上を主体とする硬
質相と、Ｔ３−Ｃ成分に富んだｉｄ ＴｉＣ相と、これ
ら各相を結合する金属結合相とからなり、前記凝ＴｉＣ
相が焼結体の全体積に対して０．０１〜２０体積％存在
し、かつこの＃ Ｔｉ、Ｃ相が焼結体中に前記硬質相と
分離して単独で分散している超硬質合金が提供される。
本発明の結晶組織は８ｇ１図に示す通りである。
即ち、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｗ又はＭｏの炭化物、窒化物
もしくは炭窒化物の１種以上を主体とする硬質相２・間
に高温耐摩耗性に優れたＴｊ−金属成分に富んだ（Ｉｄ
ＴｉＣ相１・・・が単独で分散しこれらが金属結合相
３で結合された結晶組織はこの擬Ｔｉ−Ｃ相１・・・が
高速切削時に直接被切削物に乍用するので高温耐摩耗性
に優れた擬ＴｉＣ相１・・・の特性を充分活かすことが
できると共に硬質相２・・・の脱粒を抑制することがで
きる。擬ＴｉＣ相１・・が焼結体の全体積に対して０．
０１体積％未満であると前記の１ｔＪＴＬｃ相の高温１
耐摩耗特性を充分活かすことができず、擬Ｔ′ＬＣ相が
２０体漬％を超えると焼結の靭性が劣化するものと考え
られる。擬ＴｉＣ相の好ましい含有量は０．１〜１５体
積％であり、より好ましくは０．２〜１０体積％である
。
もしくは炭窒化物の１種以上を主体とする硬質相２・間
に高温耐摩耗性に優れたＴｊ−金属成分に富んだ（Ｉｄ
ＴｉＣ相１・・・が単独で分散しこれらが金属結合相
３で結合された結晶組織はこの擬Ｔｉ−Ｃ相１・・・が
高速切削時に直接被切削物に乍用するので高温耐摩耗性
に優れた擬ＴｉＣ相１・・・の特性を充分活かすことが
できると共に硬質相２・・・の脱粒を抑制することがで
きる。擬ＴｉＣ相１・・が焼結体の全体積に対して０．
０１体積％未満であると前記の１ｔＪＴＬｃ相の高温１
耐摩耗特性を充分活かすことができず、擬Ｔ′ＬＣ相が
２０体漬％を超えると焼結の靭性が劣化するものと考え
られる。擬ＴｉＣ相の好ましい含有量は０．１〜１５体
積％であり、より好ましくは０．２〜１０体積％である
。
また、本発明はＮｂ、Ｔａの炭化物、窒化物もしくは炭
窒化物より選ばれる少なくとも１種の硬′ａ成分とＴｉ
Ｃとのモル比が１／１〜３／１を満足する硬質主成分に
対し、ＷＣを１０〜３０重量％と、ＴｌＮを５〜１５重
量％と、！４０２Ｃを５〜２０重量％とその他鉄属金属
を５〜２０重量％とを添加し混合したｌｆ扮体を焼成す
る超硬質合金の製ミ法が提供される。
窒化物より選ばれる少なくとも１種の硬′ａ成分とＴｉ
Ｃとのモル比が１／１〜３／１を満足する硬質主成分に
対し、ＷＣを１０〜３０重量％と、ＴｌＮを５〜１５重
量％と、！４０２Ｃを５〜２０重量％とその他鉄属金属
を５〜２０重量％とを添加し混合したｌｆ扮体を焼成す
る超硬質合金の製ミ法が提供される。
Ｎｂもしく ｒ、仁’ｒａの炭化物、窒化物、炭窒化物
より選ばれる少なくとも１種の硬質成分とＴ′ＬＣとの
モル比を１／１〜３／１を満足した硬質成分とすると、
液相中で未溶解の前記硬質成分と未溶解のＴｉＣとがほ
ぼ同量となる。一方、Ｎｂ及びＴａの原子半径はＴｉの
原子半径より小さく、ぬれ性向上成分であるＭｏと靭性
向上成分であるＷは前記Ｎ’ｂ及び猟よりも小さい。し
たがって、一旦液相（金属相）に溶解したＭｏ及びＷは
原子半径の近いＮｂ及びＴａの炭化物、窒化物又は炭窒
化物上に選択的に析出して前記硬質相２の固溶体を形成
する。実際、該硬質相２はＮｂ及び／又はＴａの炭化物
、窒化物又は炭窒化物を主成分とする固溶体２ｂを中心
としてその周囲にＭｏ及びＷを主体とする（支）溶体２
ａが形成された組織を呈している。その結果として、液
相中の未溶解ＴｉＣは前記Ｎｂ及びＴａよυ原子半径が
大きいのでＭｏ及びＷが固溶し達くなり、若干は固溶し
たとしてもＴｉＣに冨んだ擬ＴｉＣ相が単独で結晶組織
内に分散して残存することとなる。
より選ばれる少なくとも１種の硬質成分とＴ′ＬＣとの
モル比を１／１〜３／１を満足した硬質成分とすると、
液相中で未溶解の前記硬質成分と未溶解のＴｉＣとがほ
ぼ同量となる。一方、Ｎｂ及びＴａの原子半径はＴｉの
原子半径より小さく、ぬれ性向上成分であるＭｏと靭性
向上成分であるＷは前記Ｎ’ｂ及び猟よりも小さい。し
たがって、一旦液相（金属相）に溶解したＭｏ及びＷは
原子半径の近いＮｂ及びＴａの炭化物、窒化物又は炭窒
化物上に選択的に析出して前記硬質相２の固溶体を形成
する。実際、該硬質相２はＮｂ及び／又はＴａの炭化物
、窒化物又は炭窒化物を主成分とする固溶体２ｂを中心
としてその周囲にＭｏ及びＷを主体とする（支）溶体２
ａが形成された組織を呈している。その結果として、液
相中の未溶解ＴｉＣは前記Ｎｂ及びＴａよυ原子半径が
大きいのでＭｏ及びＷが固溶し達くなり、若干は固溶し
たとしてもＴｉＣに冨んだ擬ＴｉＣ相が単独で結晶組織
内に分散して残存することとなる。
またＴｉＮはＴｉ−Ｃよりも融点が低いため焼成時にＴ
ＹＣより先に金属相に溶解し、未溶解成分として残存す
る量が極めて少ない。
ＹＣより先に金属相に溶解し、未溶解成分として残存す
る量が極めて少ない。
ＮｂもしくはＴａの炭化物、窒化物、炭窒化物より選ば
れる少なくとも１種の硬質成分とＴｉＣとのモル比が１
／１〜３／１の範囲外であると擬ＴｉＣ相が結晶組織中
に単独で存在し難くなり高温耐摩耗性（この摩耗性はフ
ランク摩耗性で測定する）が劣化する。ＷＣが１０〜３
０重量％の範囲外の場合、Ｍｏ２Ｃが２０重量％を超え
る場合、ＴｉＮが５重量％未満の場合及び鉄属金属が２
０重量％を超える場合は前記耐摩耗性が劣化する。また
、Ｍｏ２Ｃが１０重量％未満の場合、ＴｉＮが１５重量
％を超える場合及び鉄属金属が５重量％未満の場合焼結
が充分に行われない。
れる少なくとも１種の硬質成分とＴｉＣとのモル比が１
／１〜３／１の範囲外であると擬ＴｉＣ相が結晶組織中
に単独で存在し難くなり高温耐摩耗性（この摩耗性はフ
ランク摩耗性で測定する）が劣化する。ＷＣが１０〜３
０重量％の範囲外の場合、Ｍｏ２Ｃが２０重量％を超え
る場合、ＴｉＮが５重量％未満の場合及び鉄属金属が２
０重量％を超える場合は前記耐摩耗性が劣化する。また
、Ｍｏ２Ｃが１０重量％未満の場合、ＴｉＮが１５重量
％を超える場合及び鉄属金属が５重量％未満の場合焼結
が充分に行われない。
（５ｊ！施例１）
炭化ニオブ（Ｎｂｃ 、平均粒径１μｍ）、窒化ニオブ
（ＮｂＣ１平均粒径１μｍ）、炭窒化ニオブ（ＮｂＣＮ
、平均粒径１ ”’ ） 、炭化ｐンｐｓｔ（Ｔａ、
Ｃ。
（ＮｂＣ１平均粒径１μｍ）、炭窒化ニオブ（ＮｂＣＮ
、平均粒径１ ”’ ） 、炭化ｐンｐｓｔ（Ｔａ、
Ｃ。
平均粒径１＃）、窒化タンクｙｖ （ＴａＮ 、 平
均粒径１μ渭）、炭窒化タンクｉｖ （ＴａＣＮ・ 平
均粒径１μｍ）、炭化チタン（Ｔｉ、Ｃ・平均粒径１μ
ｍ）、窒化チタン（ＴｉＮ・平均粒径１μｆＲ）、炭化
タングステン（ＷＣ・平均粒径１μ肩）、炭化モリブデ
ン（Ｍｏ２Ｃ・平均粒径２μｍ）及び鉄属金属成分とし
てニッケル及び／又はコバルト（Ｎｉ、ＣＯ。
均粒径１μ渭）、炭窒化タンクｉｖ （ＴａＣＮ・ 平
均粒径１μｍ）、炭化チタン（Ｔｉ、Ｃ・平均粒径１μ
ｍ）、窒化チタン（ＴｉＮ・平均粒径１μｆＲ）、炭化
タングステン（ＷＣ・平均粒径１μ肩）、炭化モリブデ
ン（Ｍｏ２Ｃ・平均粒径２μｍ）及び鉄属金属成分とし
てニッケル及び／又はコバルト（Ｎｉ、ＣＯ。
平均粒径２ｔｉｍ’）の各粉末を第１表の組成比と々る
ように秤量し、アセトン等の適当な液状媒体を加え、振
動ミルにより湿式混合を行ない混合ヌラリーを作成した
。混合終了後、乾燥して液体媒体を蒸発除去するととも
にパラフィンワックスを添加し、４０メツシユパスして
造粒した。かくして得られた粉末を１０００〜２０００
ｋｇ ／ ！の圧力で成形し、その後３００℃で仮焼
してワックスを除去し、さらに非酸化性雰囲気中で約１
５００℃の焼成温度にて焼成することにより第１表に示
す各試料１〜４４を得た。
ように秤量し、アセトン等の適当な液状媒体を加え、振
動ミルにより湿式混合を行ない混合ヌラリーを作成した
。混合終了後、乾燥して液体媒体を蒸発除去するととも
にパラフィンワックスを添加し、４０メツシユパスして
造粒した。かくして得られた粉末を１０００〜２０００
ｋｇ ／ ！の圧力で成形し、その後３００℃で仮焼
してワックスを除去し、さらに非酸化性雰囲気中で約１
５００℃の焼成温度にて焼成することにより第１表に示
す各試料１〜４４を得た。
第１表中試料１〜８は硬質成分として炭化ニオブ（Ｎｂ
Ｃ）と炭化チタン（Ｔｉｃ）とのモル比を１／１〜３／
１に変化させた場合のＴｉＣ単独相存在量、及びフラン
ク摩耗量を比較したものである。試料９〜１８は硬質成
分として炭化ニオブ（ＮｂＣ）及び炭化チタン（Ｔｉｃ
）と、それ以外のＮｌ）もしくはＴａ の次化物、窒化
物もしくは炭窒化物より選ばれる２種又は３種をＴｉＣ
に対しそｐ比を３７２で夫々組成を変えることによりＴ
ｉＣ単独相の残存量及びフランク摩耗量を比較したもの
である。試料１９〜４４は炭化タングステン（ＷＣ）
、窒化チタン（ＴｉＮ）炭化モリブデン（ＭｏｚＣ）及
び鉄属金属（ＣＯ及び又はＮｉ）の組成比を変化させた
ものである。
Ｃ）と炭化チタン（Ｔｉｃ）とのモル比を１／１〜３／
１に変化させた場合のＴｉＣ単独相存在量、及びフラン
ク摩耗量を比較したものである。試料９〜１８は硬質成
分として炭化ニオブ（ＮｂＣ）及び炭化チタン（Ｔｉｃ
）と、それ以外のＮｌ）もしくはＴａ の次化物、窒化
物もしくは炭窒化物より選ばれる２種又は３種をＴｉＣ
に対しそｐ比を３７２で夫々組成を変えることによりＴ
ｉＣ単独相の残存量及びフランク摩耗量を比較したもの
である。試料１９〜４４は炭化タングステン（ＷＣ）
、窒化チタン（ＴｉＮ）炭化モリブデン（ＭｏｚＣ）及
び鉄属金属（ＣＯ及び又はＮｉ）の組成比を変化させた
ものである。
尚、得られた各試料のフランク摩耗量は三角形インサー
ト（内接円９．５ ｍｍ、厚み４．９ ｍｍ ）に加工
し、ド記切削条件及び被削材を用いて高速摩耗切削試験
を行った。
ト（内接円９．５ ｍｍ、厚み４．９ ｍｍ ）に加工
し、ド記切削条件及び被削材を用いて高速摩耗切削試験
を行った。
切削条件：ａ速度 Ｖ ” ２００１１１／ｍｂ切込み
ｌ ：２ ｍｍ Ｃ送り ｆ ＝０．３ ＷＩＩＨ／ ｒｅＶ１５分間連
続切削 また、ＴｉＣの単独相残存量は得られた各試料を３μｍ
のダイヤモンドペーストで鏡面研摩し、その表面をエツ
チングした後、走査型電子顕微鏡にて観察した。
ｌ ：２ ｍｍ Ｃ送り ｆ ＝０．３ ＷＩＩＨ／ ｒｅＶ１５分間連
続切削 また、ＴｉＣの単独相残存量は得られた各試料を３μｍ
のダイヤモンドペーストで鏡面研摩し、その表面をエツ
チングした後、走査型電子顕微鏡にて観察した。
硬質成分をＮｂｃ 、 ＴｉＣに固定し、これらのモル
比を変えて検討した結果、Ｎｂｃ ／Ｔｉｃがモル比１
／１〜３／１の範囲内である試料２〜６は焼結体中に単
独で存在する擬Ｔｊ−Ｃ相が２．０体積％存在しており
、このような焼結体のフランク摩耗量は約０゜２５ ｍ
ｍ ）以下に抑えられている。これに対し、Ｎｂｃ ／
’Ｉ’ｉＣが上記範囲外である試料１．２．７及び８
はＦ１８結体中に単独で存在する擬ＴｉＣ相が全く存在
せず、このような焼結体のフランク摩耗量は０．３５
ｍｔＷ以上であった。
比を変えて検討した結果、Ｎｂｃ ／Ｔｉｃがモル比１
／１〜３／１の範囲内である試料２〜６は焼結体中に単
独で存在する擬Ｔｊ−Ｃ相が２．０体積％存在しており
、このような焼結体のフランク摩耗量は約０゜２５ ｍ
ｍ ）以下に抑えられている。これに対し、Ｎｂｃ ／
’Ｉ’ｉＣが上記範囲外である試料１．２．７及び８
はＦ１８結体中に単独で存在する擬ＴｉＣ相が全く存在
せず、このような焼結体のフランク摩耗量は０．３５
ｍｔＷ以上であった。
また、硬質成分としてＮ−０Ｃ以外のＮｂ及びＴａの炭
化物、窒化物又は炭窒化物の１種又は２種とＴＹＣとを
組合せた試料９〜１８においては、前記と同様１”ｉｃ
とのモル比が１／１〜３／１の範囲内であれば焼結体中
に擬ＴｉＣ相が約２体積％は単独で存在しており、これ
らのフランク摩耗量は０．２８１１４１１１以下であっ
た。
化物、窒化物又は炭窒化物の１種又は２種とＴＹＣとを
組合せた試料９〜１８においては、前記と同様１”ｉｃ
とのモル比が１／１〜３／１の範囲内であれば焼結体中
に擬ＴｉＣ相が約２体積％は単独で存在しており、これ
らのフランク摩耗量は０．２８１１４１１１以下であっ
た。
さらに、硬質成分以外の組成、即ちＷＣ，ＴｉＮ。
Ｍｏ２Ｃ、及び金属結合成分であるＣ○及び又はＮ１が
上記発明の範囲内（但し硬質成分はＮｂｃ ／Ｔｉｅが
３／２）のものは焼結体中に擬ＴｉＣ相が少なくとも１
．０体積％は存在しており、このような焼結体のフラン
ク摩耗量は０．２９ ｍｌＦ＋以下であった。
上記発明の範囲内（但し硬質成分はＮｂｃ ／Ｔｉｅが
３／２）のものは焼結体中に擬ＴｉＣ相が少なくとも１
．０体積％は存在しており、このような焼結体のフラン
ク摩耗量は０．２９ ｍｌＦ＋以下であった。
これに対し、上記各組成が発明の範囲外である試料１９
．２３．２４．２９．３０．３４．３５．４０のものは
焼結不良となるか、または擬ＴｉＣ相が焼結体中に単独
で存在しなくなり、フランク摩耗量も０．３５ ｍｍ以
上である。
．２３．２４．２９．３０．３４．３５．４０のものは
焼結不良となるか、または擬ＴｉＣ相が焼結体中に単独
で存在しなくなり、フランク摩耗量も０．３５ ｍｍ以
上である。
〔実施例２〕
実施例１の試料３と同様の組成について焼成温度を１４
００℃及び１６００℃として夫々数本焼成した。
００℃及び１６００℃として夫々数本焼成した。
上記温度範囲を選択した理由は１４００℃未満では焼成
不足となシ焼結体の硬度が低下するためフランク摩耗量
は著しるしく劣化するものと考えられ、１６００℃を超
えると過焼結となって粒成長が生じ上記同様に焼結体の
硬度が低下してフランク摩耗量が劣化するものと考えら
れるからである。上記焼成温度での実験結果は、 １４
００℃での焼結体はこれに単独で存在する擬ＴｉＣ相の
量は平均的１５〜２０体積％程度であシ、１６００℃で
の焼結体はこれに単独で存在する擬ＴｉＣ相の量は平均
的０．０１〜０．１体積％程度であった。また、これら
の両温度で焼成した焼結体のフランク摩耗量は０．３４
以下であった。
不足となシ焼結体の硬度が低下するためフランク摩耗量
は著しるしく劣化するものと考えられ、１６００℃を超
えると過焼結となって粒成長が生じ上記同様に焼結体の
硬度が低下してフランク摩耗量が劣化するものと考えら
れるからである。上記焼成温度での実験結果は、 １４
００℃での焼結体はこれに単独で存在する擬ＴｉＣ相の
量は平均的１５〜２０体積％程度であシ、１６００℃で
の焼結体はこれに単独で存在する擬ＴｉＣ相の量は平均
的０．０１〜０．１体積％程度であった。また、これら
の両温度で焼成した焼結体のフランク摩耗量は０．３４
以下であった。
これらの実験例から焼結体中に擬’ｌ’ｌｃ相の虚を０
．０１〜２０体積％としかつフランク摩耗量が少ない焼
結体を得るには少なくとも前記１４００〜１６００℃の
温度範囲内で焼成温度を制御すればｘ！ｊ１表の試料３
の組成のもののみならず、上述の広い添加組成範囲にも
同様の結果が得られるものと考えられる。
．０１〜２０体積％としかつフランク摩耗量が少ない焼
結体を得るには少なくとも前記１４００〜１６００℃の
温度範囲内で焼成温度を制御すればｘ！ｊ１表の試料３
の組成のもののみならず、上述の広い添加組成範囲にも
同様の結果が得られるものと考えられる。
（発明の効果）
上述の如く本発明は焼結体中に擬ＴｉＣ相が硬質相と分
離して単独で分散し、との擬Ｔｉｃ相が焼結体中に０．
０１〜２０体積％存在するｆＪｉ織としたので、耐摩耗
性に優れたＴｉｃ自体の特性を高速切削時に被切削物に
直接作用させることができ、従来の’ｒｉｃがＭｏを含
む周辺組織内の中心組織となったものと比べ高温１１１
ｉｔ摩耗性が著しるしく向上した超硬質合金を提供する
ことができる。
離して単独で分散し、との擬Ｔｉｃ相が焼結体中に０．
０１〜２０体積％存在するｆＪｉ織としたので、耐摩耗
性に優れたＴｉｃ自体の特性を高速切削時に被切削物に
直接作用させることができ、従来の’ｒｉｃがＭｏを含
む周辺組織内の中心組織となったものと比べ高温１１１
ｉｔ摩耗性が著しるしく向上した超硬質合金を提供する
ことができる。
第１図は本発明の超硬質合金を研ｌ！ｉ後エツチングし
た表面を走査型電子顕微鏡写真にて観察した４０００倍
の結晶組織図、？ＪＩＪ２図は上記と同様の方法にて観
察した従来サーフア、トの４０００倍の結晶組織図であ
る。 １−擬ＴｉＣ相 ２・・・硬質相 ３・−金属相
た表面を走査型電子顕微鏡写真にて観察した４０００倍
の結晶組織図、？ＪＩＪ２図は上記と同様の方法にて観
察した従来サーフア、トの４０００倍の結晶組織図であ
る。 １−擬ＴｉＣ相 ２・・・硬質相 ３・−金属相
Claims (2)
- （１）Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｗ又はＭｏの炭化物、窒化物
もしくは炭窒化物の１種以上を主体とする硬質相と、Ｔ
ｉＣ成分に富んだ擬ＴｉＣ相と、これら各相を結合する
金属結合相とからなり、前記擬ＴｉＣ相が焼結体の全体
積に対して０．０１〜２０体積％存在し、かつこの擬Ｔ
ｉＣ相が焼結体中に前記硬質相と分離して単独で分散し
ていることを特徴とする超硬質合金。 - （２）Ｎｂ、Ｔａの炭化物、窒化物もしくは炭窒化物よ
り選ばれる少なくとも１種の硬質成分とＴｉＣとのモル
比が１／１〜３／１を満足する硬質主成分に対し、ＷＣ
を１０〜３０重量％と、ＴｉＮを５〜１５重量％と、Ｍ
ｏ＿２Ｃを５〜２０重量％と、その他鉄属金属を５〜２
０重量％とを添加し混合した圧粉体を１４００〜１６０
０℃で焼成することを特徴とする超硬質合金の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60040725A JPH0680180B2 (ja) | 1985-02-28 | 1985-02-28 | 超硬質合金及びその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60040725A JPH0680180B2 (ja) | 1985-02-28 | 1985-02-28 | 超硬質合金及びその製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61199048A true JPS61199048A (ja) | 1986-09-03 |
| JPH0680180B2 JPH0680180B2 (ja) | 1994-10-12 |
Family
ID=12588586
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60040725A Expired - Lifetime JPH0680180B2 (ja) | 1985-02-28 | 1985-02-28 | 超硬質合金及びその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0680180B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63219547A (ja) * | 1986-11-20 | 1988-09-13 | サンドビック アクティエボラーグ | 切削工具用の合金 |
| US4957548A (en) * | 1987-07-23 | 1990-09-18 | Hitachi Metals, Ltd. | Cermet alloy |
| JP2010144249A (ja) * | 2008-12-16 | 2010-07-01 | Sandvik Intellectual Property Ab | サーメット部材およびサーメット部材を製造する方法 |
-
1985
- 1985-02-28 JP JP60040725A patent/JPH0680180B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63219547A (ja) * | 1986-11-20 | 1988-09-13 | サンドビック アクティエボラーグ | 切削工具用の合金 |
| US4957548A (en) * | 1987-07-23 | 1990-09-18 | Hitachi Metals, Ltd. | Cermet alloy |
| JP2010144249A (ja) * | 2008-12-16 | 2010-07-01 | Sandvik Intellectual Property Ab | サーメット部材およびサーメット部材を製造する方法 |
| US9187810B2 (en) | 2008-12-16 | 2015-11-17 | Sandvik Intellectual Property Ab | Cermet body and a method of making a cermet body |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0680180B2 (ja) | 1994-10-12 |
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